Cobalto Storia



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64

27

-

5

3

0.25

-

X 40

54

25

8

-

10

0.5

-

G 34

45

19

-

2

12

0.8

1.3 Nb, 2.8 V, Fe

Hot working

S 816

64

20

4

4

20

0.4

4 Fe, 4 Nb

HA 25

55

20

15

-

10

0.1

-

HA 188

40

22

14

-

22

0.1

1.5 Fe, 0.08 La



Leghe a base Co


Il meccanismo fondamentale di indurimento per queste leghe è la precipitazione di carburi (anche se in realtà i meccanismi di indurimento sono 2: il cosiddetto “solution Hardening” è dovuto agli elementi in lega non combinati quali Cr, Nb, W, .. (mentre l’effetto del Ni è soprattutto quello di stabilizzare la struttura cubica, inibendo così la trasformazione in esagonale); mentre il “precipitation hardening” è legato alla formazione di carburi o di carbonitruri di metalli presenti in soluzione quali lo stesso cromo, vanadio, etc. le cui stechiometrie sono molto variabili: possiamo trovare MC, M6C, M23C6 e così via). La tipologia dei carburi dipende dalle quantità di metalli presenti, dalla quantità di C e dalla storia termica della lega.

Da tenere sotto osservazione inoltre la distribuzione e la posizione dei carburi stessi. Infatti la loro precipitazione intergranulare serve ad impedire la migrazione del bordograno, che in genere avviene per cause termiche (innalzamento di temperatura); mentre quella intragranulare rappresentando un ostacolo al libero movimento delle dislocazioni, ne inibisce l’effetto. Il controllo delle condizioni di raffreddamento (temperatura di partenza, cooling rate, ….) ci permette di “pilotare” in un certo senso la precipitazione.





Figura 10: HS 21 as cast, etched elettrolytically (500X)
Per una precipitazione addizionale sia intergranulare che intragranulare, si necessita di un trattamento termico supplementare. Per la HS 21 si porta a 870°C per 24 ore (vedi figura 11).


Figura 11: HS 21 as cast + 24h at 870°C, etched elettrolitically (500X)
Le leghe invece S 816 o HA 25 dopo essere state lavorate a caldo in un range intorno ai 1000-1200°C vengono sottoposte ad una solubilizzazione a 1200°C seguita da un rapido raffreddamento per raggiungere un picco nelle proprietà a creep e a rottura. Ci sono casi, però, in cui non si riesce a solubilizzare completamente i carburi più stabili in quanto si nota intervenire primariamente la fusione. Esempio emblematico è rappresentato dalla lega HA 188 che a seguito del trattamento di solubilizzazione(vedi figura 12) presenta a bordo grano carburi primari che non si è riusciti a solubilizzare.


Figura 13: HA 188 mill anneal (500X)
È utile un confronto con la stessa lega dopo un trattamento termico di 500 ore a 750°C.



Figura 14: HA 188 mill anneal + 500h at 760°C (500X)
Per evidenziare queste differenze non solo dal punto di vista micrografico, ma anche da quello meccanico basta fare riferimento al grafico sottostante: la curva a) infatti rappresentante una lega HS 21 nelle condizioni “as cast” presenta valori di resistenza di circa 100 Mpa inferiori rispetto alla stessa lega “invecchiata” 50 ore a 732°C . E ciò vale per tutte le temperature inferiori alla temperatura di invecchiamento




Figura 15: proprietà meccaniche di HS 21 a) as cast, b) “invecchiata” 50 ore a 732°C

È possibile fare inoltre un discorso riguardante le durezze: le leghe ad alto tenore di carbonio sono molto più sensibili ai trattamenti di invecchiamento. Proviamo a confrontare una X 40 contenente lo 0.5% in C e la HA 25 contenente lo 0.1% di C. Mentre la prima presenta 30-34 Rockwell C a temperatura ambiente as cast, che diventano 40-42 dopo un periodo di ageing a 800°C, la seconda non varia in maniera netta i 24 Rockwell C dovuti al trattamento di solubilizzazione (anche se un deciso aumento di durezza può essere comunque conferito con le lavorazioni meccaniche a freddo raggiungendo perfino i 57 Rockwell C).






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